Fe-18.5％Mo-28.5％Si三元共晶合金的快速凝固研究

采用落管无容器处理和单辊急冷技术研究了三元Fe-18.5％Mo-28.5 ％Si共晶合金的深过冷快速凝固.结果表明,快速凝固合金的微观组织均由MoSi2、τ1(Fe5 MoSi4)和FeSi 3相组成.在自由落体条件下,随着液滴直径的减小,合金的凝固组织由两种二相共晶(MoSi2+τ1)和(MoSi2+ FeSi)向细小不规则的3相(MoSi2+τ1+FeSi)共晶转变;而在单辊急冷快速凝固条件下,三元共晶的凝固组织则以柱状晶为特征.随着冷却速率的增大,三元共晶组织都发生了显著的细化.     

自由落体条件下Fe-23%Mo-27.5%Si三元包共晶合金的快速凝固

采用落管无容器处理技术实现了Fe-23%Mo-27.5%Si三元包共晶合金的快速凝固,获得直径为100~1 200μm的合金粒子。研究发现,室温下凝固组织由包共晶组织和三相共晶组织[FeSi相+τ(1Fe5Mo2Si5)+MoSi2相]组成。随着粒子直径的减小,初生FeSi相由粗大枝晶变为碎断枝晶,进一步变成不规则的粒状晶粒;共晶胞体积变小,其形貌由层片状变为涡旋圈状。理论计算表明,随着液滴直径的减小,过冷度和冷却速率呈指数关系增大,试验中获得的最小粒径对应的最大过冷度达到420 K(0.26T)L。     

落管中Fe-Mo-Si三元包共晶合金的快速凝固机制

采用落管无容器处理技术实现了Fe-27．5％Mo-20．5％Si三元包共晶合金的快速凝固,获得直径介于50～900μm的合金小球,对其凝固机制进行了探讨。理论计算出不同直径液滴在落管中自由下落时的冷却速率和过冷度,实验中获得的最大过冷度达339K（0．21TL）。EDS和SEM测试结果表明,初生相为FeSi,包共晶相为τ1（Fe5MoSi4）和R（Fe2MoSi2）相。当300pm〈D≤900μm时,凝固组织由残余初生相、包共晶相和三相共晶组成;当直径≤300μm时,三相共晶受到抑制。根据晶体生长形态与相图,提出了合金液滴在不同粒径下的两种凝固方式。     

深过冷Al_(46.2)Fe_(36.6)Ti_(17.2)包共晶合金的快速凝固及组织演变

采用落管无容器处理技术实现了Al_(46.2)Fe_(36.6)Ti_(17.2)三元包共晶合金的深过冷与快速凝固,获得直径为130~1 150μm的合金粒子,其过冷度范围为202~30 K。研究发现,在自由落体条件下,合金熔体在快速凝固过程中呈现显著的溶质截留效应,包共晶转变进行得不彻底,凝固组织中包含Fe_2Ti相、Fe Al相和τ_2相,其中Fe_2Ti相为初生相,组织呈现枝晶形貌,Fe Al相和τ_2相形成层片状包共晶组织。随着液滴直径的减小,冷却速率增加,过冷度增大,凝固组织中初生Fe_2Ti相的形貌由粗大枝晶逐渐变为细碎枝晶,一次枝晶轴长度与粒子直径呈线性减小关系;包共晶组织由长条状层片变为球状胞,并且层片间距呈指数型减小。     

过冷Fe_(82)B_(17)Si_1合金的再辉效应模拟及组织演化

通过熔融玻璃净化与循环过热相结合的方法获得过冷度ΔT=6~280 K范围内的Fe82B17Si1共晶合金的凝固组织演变;结合突变方程和JMAK模型拟合凝固过程的冷却曲线,拟合结果符合Fe82B17Si1共晶合金的组织类型及形态随过冷度的变化规律.结果表明,当6 K≤ΔT75 K时,Fe82B17Si1合金中形成了复杂规则共晶及准规则共晶组成的混合共晶组织;当75 K≤ΔT180 K时,凝固组织由混合共晶组织和深过冷非规则共晶组织组成;当180 K≤ΔT250 K时,凝固组织由不同含量的初生a-Fe相和枝晶间深过冷非规则共晶组织组成;当ΔT250K时,凝固组织为完全非规则共晶组织.     

深过冷Ni-21.4%Si共晶合金的凝固特性研究

对熔融玻璃净化后深过冷Ni-21.4%Si（原子分数,下同）共晶合金的凝固特性进行了实验研究,并对其均质形核过冷度进行了理论预测.结果发现,采用熔融玻璃净化可使Ni-21.4%Si共晶合金获得318 K的过冷度.理论计算表明,此过冷度达到了Ni-21.4%Si共晶合金的均质形核过冷度.Ni-21.4%Si共晶合金凝固特性与过冷度△T有关:当过冷度小于250 K时,冷却曲线有2个再辉峰,其中当过冷度小于206 K时,凝固组织由Ni3Si相和规则共晶组成,当过冷度在206 K到250 K之间时,凝固组织由α-Ni相和规则共晶组成;过冷度大于250 K后,冷却曲线只有1个再辉峰,凝固组织为反常共晶.过冷度会影响初生相Ni3Si的生长方式.随着过冷度的增大,初生相Ni₃Si的生长会由小平面生长方式转为非小平面生长方式.     

超过冷条件下Fe83B17共晶合金的凝固行为及显微组织演化

采用深过冷技术研究了块体Fe83B17共晶合金在超过冷度条件下的凝固行为.该合金的组织演化规律为当过冷度达到理论临界超过冷度(300 K)时,组织为α-Fe相和Fe2B相组成的共晶组织;当过冷度大于临界值达到386 K时,组织粗化,为完全的非规则共晶,稳定相Fe2B消失,亚稳相Fe3B出现并且在室温下也不会分解;获得了460 K的超过冷度以及亚稳相组织.并讨论了这些结果产生的原因.     

深过冷三元Fe_(35)Cu_(35)Si_(30)合金的液相分离与枝晶生长特征（英文）

采用熔融玻璃净化技术研究了三元Fe_(35)Cu_(35)Si_(30)合金的液相分离与枝晶生长特征。实验获得的最大过冷度为328 K(0.24T L)。结果表明,合金在深过冷条件下具有三重凝固机制。当过冷度小于24 K时,α-Fe相为初生相,凝固组织为均匀分布的枝晶。过冷度超过24 K之后,合金熔体分离为富Fe区和富Cu区。在过冷度低于230K的范围内,Fe Si金属间化合物为富Fe区的初生相;当过冷度高于230 K时,Fe_5Si_3金属间化合物取代Fe Si相成为富Fe区的初生相。随着合金过冷度的增加,Fe Si相的生长速率逐渐升高,而Fe_5Si_3相的生长速率将逐渐降低。在富Cu区,初生相始终为Fe Si金属间化合物。能谱分析表明,富Fe区和富Cu区的平均成分均已严重偏离初始合金成分。     

超过冷条件下Fe83B17共晶合金的凝固行为及显微组织演化

采用深过冷技术研究了块体Fe83B17共晶合金在超过冷度条件下的凝固行为．该合金的组织演化规律为：当过冷度达到理论临界超过冷度（300K）时，组织为α-Fe相和Fe2B相组成的共晶组织；当过冷度大于临界值达到386K时，组织粗化，为完全的非规则共晶，稳定相Fe2B消失，亚稳相Fe3B出现并且在室温下也不会分解；获得了460K的超过冷度以及亚稳相组织．并讨论了这些结果产生的原因．     

试样直径对Ni-Ni3Si定向凝固共晶组织失稳的影响

采用Φ4 mm、Φ7 mm两种Ni-Ni_3Si共晶合金试样,研究试样直径对定向凝固共晶组织失稳的影响。实验结果表明:Ni-Ni_3Si共晶耦合生长的初生相为Ni_3Si相,定向生长的小直径试样更易发生zigzag失稳,形成弯曲的层片组织。分析认为小直径试样的液相温度梯度较大,合金凝固过程中过冷度较低,在生长速率为4μm/s时,即可发生zigzag失稳,这种失稳有利于减小共晶两相扩散生长速率的差异性,缩小两相的宽度差。此外,这种晶内失稳与晶粒的层片取向有关。